分享：Mn含量对Fe-Mn-C孪生诱发塑性钢拉伸变形行为的影响

李冬冬1, 2, 钱立和1, 2, , 刘帅1, 2, 孟江英1, 张福成1, 2

1 燕山大学亚稳材料制备技术与科学国家重点实验室 秦皇岛 066004
2 燕山大学国家冷轧板带装备及工艺工程技术研究中心 秦皇岛 066004

摘要

关键词： 高锰钢 ; 孪生诱发塑性钢 ; 形变孪晶 ; 拉伸性能 ; 应变硬化 ; 动态应变时效

高锰奥氏体孪生诱发塑性(twinning-induced plasticity,TWIP)钢具有较高的抗拉强度,且塑性良好,有利于机动车辆减轻重量、降低油耗及室温下复杂零部件的成型加工[1,2]。因此,TWIP钢在机动车辆领域具有广阔的应用前景,吸引了人们的广泛关注。

大量研究[3,4,5]表明,TWIP钢的优异力学性能源于变形过程中的高加工硬化率。TWIP钢在变形过程中产生的形变孪晶可以有效地细化晶粒,减少位错运动自由程,产生动态Hall-Petch效应,进而显著提高钢的加工硬化率。形变孪晶的产生与层错能的大小密切相关[6]。一般而言,当层错能大于45 mJ/m2时,位错滑移是唯一的变形机制;当层错能在15~45 mJ/m2范围内时,位错滑移与形变孪生共同作用来维持塑性变形;当层错能小于15 mJ/m2时,主要以位错滑移及变形诱发马氏体相变作为主要变形机制,并产生相变诱发塑性(transformation-induced plasticity,TRIP)效应。由此可知,层错能的大小显著影响高锰奥氏体钢的变形机制,使钢的力学性能发生变化。

TWIP钢的层错能取决于多种因素,如变形温度、合金成分等[7,8,9,10]。研究[8]发现,Al含量的增加会提高TWIP钢的层错能、减弱动态应变时效(DSA),从而导致加工硬化率和抗拉强度的降低以及延伸率的提高。同样,C含量的增加也可提高TWIP钢的层错能。但与增加Al含量后的效果相比,增加C含量可使DSA增强,并促使变形过程中产生更加细密的形变孪晶,导致屈服强度、抗拉强度及延伸率同时提高[9]。此外还发现,铬钼合金化起到固溶强化、降低层错能、弱化DSA的作用,导致TWIP钢的屈服强度、抗拉强度和延伸率同时增加[10]。

Mn作为TWIP钢中的一种重要合金元素,对扩大奥氏体相区、降低马氏体点、提高奥氏体稳定性起着重要作用[11]。同时,Mn含量也影响层错能的大小,进而影响TWIP钢产生形变孪晶的临界应力及加工硬化行为[4,12]。但目前关于Mn含量对TWIP钢拉伸变形行为影响的研究还很不充分。文献[7,13]研究了不同Mn含量Fe-Mn-Al-C系TWIP钢的拉伸性能,但二者的研究结果却不一致。文献[13]表明,随着Mn含量的增加,钢的抗拉强度和延伸率均降低,屈服强度却无明显的变化规律,他们认为这是由于Mn含量的增加使钢在变形过程中产生了较少形变孪晶的缘故。而文献[7]表明,随Mn含量的增加,钢的屈服强度和抗拉强度均降低,而延伸率则无明显变化。值得注意的是,文献[7]中实验用钢的晶粒尺寸不同,这也可能导致其拉伸性能结果的可比性受到影响。文献[14]研究了Mn含量对Fe-Mn-C系无铝高锰奥氏体钢的拉伸性能的影响,发现Mn含量的增加导致钢的抗拉强度和屈服强度下降,但塑性提高,认为这是由于随着Mn含量的增加,钢的变形机制发生了变化,即从低Mn含量时产生TRIP和TWIP 2种效应到高Mn含量时只产生了TWIP一种效应所造成的。

然而,关于Mn含量如何影响变形过程中只产生TWIP一种效应的Fe-Mn-C系无铝高锰钢的拉伸性能和加工硬化机制等,目前尚不清楚。文献[15]利用唯象模型并根据其它文献的结果,分析了以孪生为主要变形机制的Fe-Mn-C系TWIP钢的拉伸性能,发现随着Mn含量的增加,TWIP钢的屈服强度和抗拉强度同时降低,但未对变形过程中的显微组织演化及应变硬化机制等加以分析。同时注意到,文献[15]利用了其它不同文献的结果,从而导致无法排除其它因素(晶粒尺寸、应变速率等)对拉伸行为可能产生的影响,使其结果的可比性降低。对于Fe-Mn-C系TWIP钢,由于未添加Al,不存在Al对DSA的抑制作用,其变形过程中产生的DSA和形变孪晶均会对钢的应变硬化行为产生影响[12,16]。考虑到Mn原子与自由C原子之间存在交互作用,Mn含量除了影响层错能外,对DSA[17,18]及位错滑移模式[19,20]也会产生影响,进而对TWIP钢的拉伸变形行为产生影响。本工作以2种不同Mn含量Fe-Mn-C系无铝TWIP钢(即Fe-13Mn-1.0C和Fe-22Mn-1.0C)为对象,研究Mn含量对以形变孪晶为主要变形机制的Fe-Mn-C系TWIP钢的拉伸性能、孪生行为及应变硬化规律的影响。

1 实验方法

2种实验用钢的化学成分及计算得到的层错能如表1所示。采用真空感应炉熔炼,熔炼过程中通入Ar气进行气氛保护,然后浇铸成锭。将铸锭在1473 K保温4 h进行均匀化处理后,热锻成截面尺寸约为35 mm×45 mm的钢坯,空冷至室温。利用电火花线切割机从钢坯切取厚度为6 mm的板坯,冷轧至3 mm厚板材。为了排除晶粒尺寸因素对拉伸性能的影响,对冷轧后的Fe-13Mn-1.0C和Fe-22Mn-1.0C钢分别在1373 K保温2和30 min进行固溶处理,然后立即水淬,获得晶粒尺寸大致相同(平均晶粒尺寸分别为49.8、50.2 μm)的单相奥氏体组织,如图1所示。

图1   Fe-13Mn-1.0C和Fe-22Mn-1.0C钢固溶处理后的OM像

Fig.1   OM images of Fe-13Mn-1.0C (a) and Fe-22Mn-1.0C (b) steels after solution treatment at 1373 K for 2 and 30 min, respectively

将热处理后的坯料切割成狗骨状拉伸试样,平行段部分尺寸为10 mm×3 mm,标距长度为25 mm。在MTS E45拉伸试验机上进行室温拉伸实验,采用横梁位移控制。此外,为了观察变形过程中的微观组织演变,对每种钢分别拉伸至不同应变水平及断裂。采用4%硝酸酒精溶液对纵截面变形组织进行腐蚀,通过SU-5000扫描电子显微镜(SEM)观察,统计不同应变水平及断裂时的孪晶面积分数。另外,对背散射电子衍射(EBSD)试样表面抛光后,采用60 ℃过饱和苦味酸溶液对其进行浸泡腐蚀,冲洗干净。通过DIGIVIEW 5 EBSD测试2种钢在应变为0.6时纵截面孪晶束的厚度和间距,步长180 nm。采用离子减薄仪对切取的薄片试样进行减薄穿孔,制成透射电子显微镜(TEM)试样,采用JEM 2010 TEM测试2种钢拉伸断裂后变形孪晶的厚度及间距。

2 实验结果

2.1 室温拉伸变形行为

2种钢的工程应力-应变曲线如图2a所示。可以看出,Fe-13Mn-1.0C钢的屈服强度、抗拉强度分别为379和1067 MPa,延伸率为66%;Fe-22Mn-1.0C钢的屈服强度、抗拉强度分别为334和1033 MPa,延伸率为109%。这表明,随着Mn含量的增加,钢的屈服强度和抗拉强度略微降低,而断裂延伸率却大幅提高。此外,2种钢的拉伸曲线上都出现锯齿,表明拉伸变形过程中均产生了DSA。图2a局部放大图表明,Fe-22Mn-1.0C钢的锯齿波动幅度小于Fe-13Mn-1.0C钢的锯齿波动幅度。由此看出,Mn含量的增加使DSA减弱。

图2   Fe-13Mn-1.0C和Fe-22Mn-1.0C钢的工程应力-应变及应变硬化率曲线

Fig.2   Stress-strain curves and local magnification (inset) (a) and strain hardening rate curves (b) of Fe-13Mn-1.0C and Fe-22Mn-1.0C steels

2种钢的应变硬化率(dσ/dε)曲线如图2b所示。Fe-13Mn-1.0C钢的应变硬化率曲线大致可以分为a~e 5个阶段。a阶段：最初的应变硬化率快速下降,这主要是位错的动态回复引起的[21];b阶段：应变硬化率快速上升;c阶段：应变硬化率缓慢下降;d阶段：应变硬化率曲线上出现了一个短暂的平台;e阶段：即最后一个阶段,应变硬化率快速下降直至最终断裂。对比发现,Fe-22Mn-1.0C钢的应变硬化率曲线的b阶段开始得较晚,在经历b阶段之后、c阶段出现之前有一个较长的应变硬化率平台阶段,即p阶段。总体而言,与Fe-13Mn-1.0C钢相比,Fe-22Mn-1.0C钢能在更加宽泛的应变范围内保持较高的应变硬化率。

2.2 显微组织

图3为2种钢在拉伸应变为0.6时纵截面的EBSD反极图,由图上可清晰地看到几乎平行排列的一次孪晶束及交叉的二次孪晶束。由于分辨率所限,EBSD技术不能分辨单个的孪晶片层,所以该EBSD反极图上的孪晶条带并非单个孪晶,而是由一组单个孪晶组成的孪晶束[10,22,23]。由EBSD图片统计出Fe-13Mn-1.0C钢和Fe-22Mn-1.0C钢孪晶束的平均厚度分别为0.74和1.05 μm,孪晶束的平均间距分别为1.29和1.87 μm。这表明,在应变为0.6时,Fe-13Mn-1.0C钢中的孪晶束更薄更密。

图3   2种钢在拉伸应变为0.6时纵截面EBSD反极图

Fig.3   EBSD inverse pole figures (IPF) of the longitudinal section of Fe-13Mn-1.0C (a) and Fe-22Mn-1.0C (b) steels deformed to the strain of 0.6

图4为2种钢拉伸至2个不同应变及断裂时纵截面组织的SEM像。可以看出,应变为0.1时,Fe-13Mn-1.0C钢中一些晶粒出现形变孪晶,而Fe-22Mn-1.0C钢中只有个别晶粒出现孪晶。当拉伸至0.2应变时,2种钢中孪晶的形成速率均加快,但整体上,Fe-22Mn-1.0C钢中的孪晶量仍然相对较少。而从断裂试样纵截面的SEM像可以看出,Fe-22Mn-1.0C钢比Fe-13Mn-1.0C钢似乎产生了更多的孪晶。

图4   2种钢拉伸至不同应变及断裂时纵截面组织的SEM像

Fig.4   SEM images of the longitudinal section of Fe-13Mn-1.0C steel (a, c, e) and Fe-22Mn-1.0C steel (b, d, f) deformed to the strains of 0.1 (a, b), 0.2 (c, d) and fracture (e, f)

为了定量说明孪晶量随拉伸应变的变化规律,对每个试样多张SEM照片上的孪晶面积分数进行了统计,结果如图5所示。可以看出,当应变小于或等于0.2时,Fe-13Mn-1.0C钢中的孪晶量相对较多,孪晶量的增加速度较快;可是,当应变超过0.2时,Fe-13Mn-1.0C钢中的孪晶量增加速度变缓。比较发现,Fe-22Mn-1.0C钢在应变初期孪晶量较少,孪晶的形成受到抑制;但随着应变的增加,其孪晶量的增加速度持续加快,在应变达到0.6时,其孪晶量超过Fe-13Mn-1.0C钢中的孪晶量。

图5   2种钢孪晶面积分数随拉伸应变的变化趋势

Fig.5   Variation of the area fraction of twins as a function of strain in Fe-13Mn-1.0C and Fe-22Mn-1.0C steels

2种钢拉伸断裂后的TEM像如图6所示。与EBSD及SEM像不同,TEM像清晰地显示出孪晶束内平行排列的单个孪晶。根据多张TEM照片,测量出拉断后2种钢中单个孪晶的厚度及孪晶间距分布情况,如图7所示。可见,Fe-13Mn-1.0C钢和Fe-22Mn-1.0C钢中孪晶的平均厚度分别为9.1和16.5 nm,孪晶的平均间距分别为22.7和36.2 nm,这说明Fe-13Mn-1.0C钢中的单个孪晶更为细密。

图6   2种钢拉断后的TEM像

Fig.6   TEM images and the corresponding selected area electron diffraction patterns (insets) of Fe-13Mn-1.0C (a) and Fe-22Mn-1.0C (b) steels after fracture

图7   2种钢拉断后的孪晶厚度及孪晶间距统计结果

Fig.7   Statistical results of twin thickness (a) and twin spacing (b) of Fe-13Mn-1.0C and Fe-22Mn-1.0C steels after fracture

3 分析讨论

从以上结果可以看出,相较于低Mn含量钢(Fe-13Mn-1.0C),高Mn含量钢(Fe-22Mn-1.0C)具有较低的屈服强度和抗拉强度,但显示出更高的断裂延伸率。钢的屈服强度与很多因素有关,如固溶强化、晶粒细化、位错的滑移模式等[24]。鉴于2种钢的C含量相同,而Mn元素的固溶强化作用较弱,对于所研究的晶粒尺寸相同的2种钢来说,合金元素的固溶强化及细晶强化作用不应是造成这2种钢屈服强度差异的原因。研究[12]表明,位错的滑移模式与层错能有关。Fe-22Mn-1.0C钢含有较高的Mn含量,其层错能为37 mJ/m2,明显高于Fe-13Mn-1.0C钢的层错能(27 mJ/m2)。当层错能较高时,扩展位错的宽度相对较窄,位错易于形成束集、实现交滑移,位错可动性增加[12]。因此,Fe-22Mn-1.0C钢的层错能较高可能是其屈服强度较低的一个主要原因。

高Mn含量钢的抗拉强度略低,但其断裂延伸率却更高,这与该钢在变形过程中所呈现的不同应变硬化行为有关。从应变硬化率曲线可以看出,与Fe-13Mn-1.0C钢相比,Fe-22Mn-1.0C钢的应变硬化率曲线的特点是：(1) 应变硬化率的上升阶段(即b阶段)开始得较晚;(2) 应变硬化率在应变达到0.45之前一直低于Fe-13Mn-1.0C钢的应变硬化率;(3) 在b阶段和c阶段(即缓慢下降阶段)之间存在一个很长的高应变硬化率平台(即p阶段)。正是由于该平台阶段的出现,Fe-22Mn-1.0C钢能在更加宽泛的应变范围内持续保持较高的应变硬化率。

从图2a可以看出,2种钢的应力-应变曲线上均出现锯齿,表明2种钢变形过程中均产生了DSA效应。DSA能够提高应变硬化率,是高锰奥氏体钢的高应变硬化率的原因之一[16]。相较于Fe-13Mn-1.0C钢,Fe-22Mn-1.0C钢锯齿的波动幅度较低,说明Fe-22Mn-1.0C钢的DSA效应相对较弱,因此DSA对该钢的应变硬化率的贡献也较低。这可能是Fe-22Mn-1.0C钢中存在较多的C-Mn-C-Mn短程有序结构[25]所引起的。因为较多的C-Mn-C-Mn短程有序结构可以更大程度地束缚自由C原子,造成自由C原子数量的减少,自由C原子与高密度位错之间交互作用所产生的DSA也就相应减弱。

除DSA对钢的应变硬化行为产生影响外,变形过程中产生的形变孪晶是显著提高TWIP钢应变硬化率的一个主要因素[3,4,5]。形变孪晶的形成与层错能有关,层错能越高,形成孪晶的临界应力越大,孪晶的形成就越不容易[4,12]。因此,在低应变时,层错能较高的Fe-22Mn-1.0C钢中孪晶的生成受到抑制,形成的孪晶量较少。由于Fe-22Mn-1.0C钢中DSA的强化作用较弱及变形过程中的孪生受到抑制,这不仅导致其加工硬化率较低,而且导致加工硬化率曲线的上升阶段(b阶段)开始得较晚(图2b)。另一方面,Fe-13Mn-1.0C钢具有较低的层错能以及较强的DSA效应,二者的协同作用促进形变孪晶的形成和细化[24],进而更有效地阻碍位错运动,提高其应变硬化率[26]。因此,在较低应变时,Fe-13Mn-1.0C钢比Fe-22Mn-1.0C钢具有更高的应变硬化率。

对于Fe-13Mn-1.0C钢,在变形初期很快形成较多的形变孪晶之后,在那些已经产生了细密孪晶的区域继续形成更多的形变孪晶逐渐变得困难(因为已形成的孪晶导致动态晶粒尺寸减小,增加了临界孪生应力[27])。因此,随着应变的增加,Fe-13Mn-1.0C钢的孪生速率变缓,应变硬化率曲线较早地开始下降。而对于Fe-22Mn-1.0C钢来说,在较低应变时形成的孪晶量相对较少,孪晶间距较大。随着应变的增加,在那些未孪生的区域及已孪生的区域,不断达到临界孪生应力并形成新的孪晶,因而能在较大的应变范围内保持较高的孪晶形成速率,导致该钢在变形过程中出现一个较长的高应变硬化率平台,延缓应变硬化率的下降,最终推迟拉伸缩颈的产生,获得较高的断裂延伸率。

4 结论

(1) 与Fe-13Mn-1.0C钢相比,Fe-22Mn-1.0C钢的屈服强度和抗拉强度略低,而断裂延伸率却大幅提高。

(2) Fe-13Mn-1.0C钢的层错能较低,位错不易束集,导致其可动性降低,屈服强度和应变硬化率增加。此外,在低应变时,较低的层错能及较强的DSA效应的共同作用,促进Fe-13Mn-1.0C钢中形变孪晶的产生,提高其应变硬化率;但在高应变时,Fe-13Mn-1.0C钢中形变孪晶的形成速率变缓,所以其应变硬化率较早地开始下降。

(3) Fe-22Mn-1.0C钢的层错能较高,孪生临界应力也较高,因此在较低应变时孪晶的形成受到抑制;随着应变的增加,在未孪生的区域及孪晶数量稀少的区域不断产生新的孪晶,因而能够在较宽泛的应变范围内保持较高的应变硬化率,延迟拉伸缩颈的产生,获得更高的断裂延伸率。

来源--金属学报